專利名稱：：二次硬化齒輪鋼的制作方法二次硬化齒輪鋼對相關(guān)專利申請的交叉引用本國際申請要求以下申請的優(yōu)先權(quán)申請日為2007年8月22日、申請?zhí)枮?0/957,307的美國臨時專利申請，以及申請日為2008年8月20日、申請?zhí)枮?2/194,964的美國專利申請。這兩份專利申請均通過引用結(jié)合到本申請中。政府利益與本發(fā)明主題有關(guān)的研究活動至少部分受到美國政府、海軍空戰(zhàn)中心第N68335-06-C-0339號合同的資助，因此受到美國許可權(quán)和其它權(quán)利的制約。
技術(shù)領(lǐng)域：
和
背景技術(shù)：
：本發(fā)明主要涉及高性能滲碳齒輪鋼，由于表面硬度和鋼芯韌性的獨(dú)特、有益的結(jié)合，這種齒輪鋼能夠提高旋翼機(jī)的動力傳輸性能。美國海軍估計(jì)，如果齒輪耐久性提高20%，每年就可為國防后勤局節(jié)省一千七百萬美元。不過，旋翼機(jī)工業(yè)超過二十年沒有采用新的齒輪鋼，而是著重于表面處理的優(yōu)化如激光噴丸、超精加工和定向鍛造。這些處理在提高耐久性方面的作用漸漸變小。本發(fā)明提供對處理方法改善進(jìn)行補(bǔ)充的技術(shù)方案，本發(fā)明使那些能夠在更高操作溫度下傳送更大動力的高性能齒輪尺寸更小、重量更輕。滲碳鋼X53(美國專利4，157,258)是旋翼機(jī)傳動裝置現(xiàn)在所用的材料。與X53號鋼相比，本發(fā)明著重于提高表面強(qiáng)度和鋼芯斷裂韌性，并將熱穩(wěn)定性提高至45(TC，以便提供高溫劇增中的熱硬度。美國專利6，464，801也公開了表面硬化鋼。但是專利6，464，801中的實(shí)施例Al顯示出有限的表面硬度，即洛氏硬度C級(HRC)值為60-62。專利6，464，801中的另一實(shí)施例中，鋼C3顯示出更大的表面硬度即HRC值為69，但是鋼芯缺乏韌性。用作齒輪時，鋼芯的斷裂韌性必須超過50ksiVin。因此，需要開發(fā)HRC表面硬度至少約6264、可用鋼芯韌性超過50ksiVin的滲碳齒輪鋼。
發(fā)明內(nèi)容簡單地說，本發(fā)明包括特別用于旋翼機(jī)傳動裝置的高性能齒輪鋼。這種鋼與常規(guī)滲碳齒輪鋼相比具有更高的表面硬度和鋼芯斷裂韌性。這種鋼具有合理的碳化物溶線溫度，該溶線溫度反過來能夠使氣體或真空滲碳反應(yīng)得以發(fā)生。在固溶熱處理溫度下進(jìn)行氣體淬火后，所述鋼變成主要為板條馬氏體的基體。在回火時，最佳強(qiáng)化彌散的二次碳化物M2C析出，其中M為鉬、鉻、鎢和/或釩。所述鋼的高的回火溫度使得與常規(guī)齒輪鋼如X53或9310相比，用其制成的傳動部件具有更高的工作溫度。為了實(shí)現(xiàn)高的鋼芯韌性，仔細(xì)地平衡基體的組成，以確保韌-脆轉(zhuǎn)變低于室溫。這種設(shè)計(jì)的組成也有效地限制了用于使變脆的拓?fù)涿芏?Topologically-Close-Packed，TCP)金屬間相(如o和iO沉淀的熱力學(xué)驅(qū)動力。本發(fā)明的鋼的韌性還通過顆粒釘扎(Grain-pi皿ing)晶粒的細(xì)分散體分布狀態(tài)得以提高，所述顆粒釘扎晶粒在滲碳和固溶熱處理周期中是穩(wěn)定的。所述顆粒釘扎晶粒為MC碳化物，其中M二Ti、Nb、Zr、V，優(yōu)選為Ti，所述晶粒在均質(zhì)化過程中溶解，然后在鍛造過程中析出。表Iwt%合金\^FeCrCoMoNiVWcTiMnSiCuC64余量3.516.31.757.50.020.20.110.03Al余量3.518.01.109.50.080.00.200.03C2余量4.825.00.033.80.060.00.237C3余量5.028.01.75—2.503.25_3.150.0250.00.05_0.18C69B余量4.516.11.804.30.100.10.120,02X53余量1.00.03.252.000.100.00.100.351.002.009310余量1.20.1153.250.1450.550.25本發(fā)明優(yōu)選實(shí)施例中的鋼如上表中的C64。由于含有W，這種鋼與美國專利6，464，801披露的那些鋼(即A1、C2和C3)不同。含有W使得M2C驅(qū)動力增大(與含有Cr或Mo類似)，并唯一地限制了用于不受歡迎的TCP相的沉淀的熱力學(xué)驅(qū)動力。其中，Mo和Cr優(yōu)先提高o相而不是y相，W則提供與之相反的效果。因此，通過添加W，用于o相和P相的總驅(qū)動力得以平衡，避免了任一TCP相的析出。合金C69B是一個相反的例子。雖然合金C69B也包含W并成功地避免了TCP相的析出，但是基體中Ni的含量不足，使得韌-脆轉(zhuǎn)變溫度高于室溫。因此本發(fā)明實(shí)施例的合金中Ni的含量較高，以使韌-脆轉(zhuǎn)變溫度高于室溫，同時使用于M2C的驅(qū)動力最大，從而使本發(fā)明的鋼與任何已知的二次硬化鋼相比，在可用韌性下具有最高的表面硬度。由于高的表面硬度、好的鋼芯韌性，以及高溫性能，本發(fā)明的鋼被認(rèn)為特別適合制造直升機(jī)傳動系統(tǒng)的齒輪。本發(fā)明的鋼的其它用途包括車輛的傳動裝置和裝甲。關(guān)于前面例舉的鋼的組成，所述合金的組成優(yōu)選為可以在平均值的正負(fù)百分之五范圍內(nèi)變化。下面參考以下附圖，對本發(fā)明作詳細(xì)描述圖1為系統(tǒng)設(shè)計(jì)圖，該圖描繪了本發(fā)明合金的理想層次微觀結(jié)構(gòu)、必需的處理和特性目標(biāo)之間的交互作用；圖2示意性地展示了用于所述合金的時間-溫度處理步驟；圖3為可用于傳動齒輪的各種鋼的最大表面硬度和鋼芯斷裂韌性散點(diǎn)圖，本發(fā)明的典型實(shí)施例標(biāo)注為合金C64;4圖4為分別為實(shí)心和空心環(huán)表示的合金C64和C69B在不同測試溫度下的夏比V型缺口(CharpyV-Notch，簡寫為CVN)沖擊能量散點(diǎn)圖；圖5也是散點(diǎn)圖，展示了分別為實(shí)心和空心環(huán)表示的合金C64和美國專利6，464，801中的合金Al滲碳樣本達(dá)到的硬度。具體實(shí)施例方式—般地，本發(fā)明的鋼包括表面硬度HRC至少約62-64、鋼芯斷裂韌性大于約50ksiVin的二次硬化滲碳齒輪鋼。理想的層次微觀結(jié)構(gòu)、處理和特性目標(biāo)之間的交互作用展示在圖1的系統(tǒng)設(shè)計(jì)圖中。本發(fā)明的最終目標(biāo)是，通過控制各個子系統(tǒng)來使整個系統(tǒng)達(dá)到最優(yōu)化，并提供最有用的表面硬度、鋼芯斷裂韌性和耐溫性組合。齒輪的失效形式一般分為三類彎曲疲勞，接觸疲勞，和溫度引起的刮傷。彎曲疲勞和接觸疲勞可以通過高的表面硬度加以限制。為了獲得高的表面硬度，本發(fā)明的鋼采用高效的二次硬化，該二次硬化通過在回火過程中析出的聯(lián)結(jié)的M^碳化物進(jìn)行。所述鋼中高的Co含量延遲了位錯恢復(fù)并降低了由熱暴露引起的位錯的密度。在回火過程中，M^碳化物連貫地沉積在這些位錯上，并提供強(qiáng)的二次硬化反應(yīng)，從而使鋼具有62-64HRC的表面硬度。本發(fā)明的鋼合金還限制了溫度引起的刮傷。如果合金的接觸疲勞強(qiáng)度下降到表面之下任何點(diǎn)所受到的應(yīng)力之下，就會產(chǎn)生表面下刮傷。為了提供足夠的疲勞強(qiáng)度并避免產(chǎn)生表面下刮傷，一般最好具有至少約lmm深的硬化表面。本發(fā)明的鋼通過在滲碳過程中獲得的碳含量梯度實(shí)現(xiàn)了這種理想的硬化表面深度。所述鋼包括主要為板條馬氏體的基體，不含TCP相，并通過M2C碳化物的精細(xì)分布得以強(qiáng)化。為了生產(chǎn)出主要為板條馬氏體的基體，馬氏體起動溫度(Ms)在滲碳表面處必須高于約10(TC。為此，本發(fā)明具有經(jīng)過仔細(xì)優(yōu)化的鎳含量。而鎳是提高抗開裂強(qiáng)度所必須的，鎳還可以穩(wěn)定奧氏體，從而降低Ms。選擇鎳含量，以使所述鋼的韌_脆轉(zhuǎn)變溫度完全低于室溫，最好低于-2(TC，同時維持足夠高的Ms。所述鋼的韌-脆轉(zhuǎn)變溫度(DBTT)可以通過在不同溫度下測量CVN沖擊能量而予以確定。如圖3所示，早期原型合金C69B在高達(dá)15(TC顯示出容易斷裂的特性，而本發(fā)明的組成經(jīng)過優(yōu)化的合金C64成功地將DBTT降低到了約-20°C。為了進(jìn)一步提高韌性，晶粒的平均粒徑必須小于約50ii。為了防止固溶處理過程中不受歡迎的晶粒生長，所述鋼采用MC晶粒的顆粒釘扎分散，其中M可以是Ti、Nb、Zr或V，優(yōu)選為Ti。為了提高顆粒釘扎效率，應(yīng)對顆粒釘扎分散體的粒徑進(jìn)行細(xì)化。通過設(shè)計(jì)一個系統(tǒng)來獲得所述MC晶粒的細(xì)化粒徑，其中，所述晶粒在均質(zhì)化過程中溶解，并在隨后的鍛造過程中析出。在后來的滲碳和固溶熱處理周期中，所述MC晶粒保持穩(wěn)定。獲得的板條馬氏體基體不含不受歡迎的TCP相。之所以要在回火過程中避免TCP相的沉淀，是因?yàn)檫@些相可以降低合金的延展性和韌性。用于TCP相的沉淀的熱力學(xué)驅(qū)動力在本發(fā)明中受到Cr、Mo和W的含量的限制。下面是與本發(fā)明的合金的開發(fā)有關(guān)的實(shí)驗(yàn)的實(shí)施例實(shí)施例1用高純度材料制備組成為Fe-16.lCo_4.5Cr_4.3Ni_l.8Mo_0.12C-0.1V-0.1W-0.052Ti(wt%)的3000磅真空感應(yīng)熔體。使熔體轉(zhuǎn)化為1.5英寸見方的棒。最佳處理?xiàng)l件是，在105(TC固溶處理90分鐘，用油淬火，在液氮中浸漬1小時，在空氣中升至室溫，在468t:回火56小時，然后在空氣中冷卻。在此情形下，DBTT處于15025(TC之間。實(shí)施例2用高純度材料制備組成為Fe-17.0Co_7.0Ni_3.5Cr_l.5Mo_0.2W-0.12C-0.03Ti(wt%)的30磅真空感應(yīng)熔體。用膨脹測定法測得表面材料的Ms為162t:，與模型預(yù)測一致。該原型的滲碳反應(yīng)由硬度測量決定。最佳處理?xiàng)l件是，將所述鋼在927t:滲碳并同時固溶處理1小時，用油進(jìn)行淬火，然后浸入液氮中。接下來在482t:回火16小時，得到表面硬度為62.5HRC的鋼。滲碳樣本的硬化表面深度約為lmm。對所述鋼進(jìn)行原子探針掃描分析表明不存在TCP相。實(shí)施例3用高純度材料制備組成為Fe-17.0Co_7.0Ni_3.5Cr_l.5Mo_0.2W-0.12C(wt%)的300磅真空感應(yīng)熔體。由于該原型不含Ti，因此不能形成TiC晶粒的顆粒釘扎分散體。這使得晶粒的平均粒徑為83ii，且韌性很低。該原型的鋼芯材料在極限抗拉強(qiáng)度(UTS)為238ksi下，CVN沖擊能量為5英尺磅。實(shí)施例4用高純度材料制備組成為Fe-17.0Co_7.0Ni_3.5Cr_l.5Mo_0.2W-0.12C-0.03Ti(wt%)的第二300磅真空感應(yīng)熔體。該組合物含有Ti，且晶粒的平均粒徑為35。韌性得到充分地提高。該原型的鋼芯材料的CVN沖擊能量在238ksi的UTS下為23英尺*磅。相應(yīng)的處理?xiàng)l件為在927t:將所述鋼滲碳、并同時固溶處理8小時，用油進(jìn)行淬火，在液氮中浸漬l小時，在496t:回火8小時，然后放在空氣中冷卻。在此情形下，斷裂韌性為100ksiVin，DBTT約為室溫。實(shí)施例5用高純度材料制備組成為Fe-16.3Co_7.5Ni_3.5Cr_l.75Mo_0.2W-0.11C-0.03Ti_0.02V(wt%)的10，000磅真空感應(yīng)熔體。將一半熔體轉(zhuǎn)化為直徑6.5英寸的棒料，并將另一半熔體轉(zhuǎn)化為直徑4.5英寸的棒料。最佳處理?xiàng)l件是使所述鋼在927t:滲碳3小時，放在空氣中冷卻，在IOO(TC固溶處理40分鐘，用油進(jìn)行淬火，在液氮中浸漬2小時，在空氣中升溫至室溫，在496t:回火8小時，然后在空氣中冷卻。在這種情形下得到的鋼的晶粒平均粒徑為27ii，UTS為228ksi，斷裂韌性為85ksiVin。表II<table>tableseeoriginaldocumentpage7</column></row><table>表II概括了與前述實(shí)施例有關(guān)的信息，并顯示了本發(fā)明的一個具體實(shí)施方式(合金C64)。雖然公開了本發(fā)明的具體實(shí)施方式，但是本發(fā)明的保護(hù)范圍只受權(quán)利要求及其等價物的限制。權(quán)利要求一種齒輪鋼合金，其特征在于，按質(zhì)量百分比大致包括3.5wt％的Cr，16.3wt％的Co，1.75wt％的Mo，7.5wt％的Ni，0.02wt％的V，0.20wt％的W，0.11wt％的C，0.03wt％的Ti，余量為Fe；用滲碳技術(shù)對所述合金進(jìn)行表面硬化處理，同時以上列出的各要素包括典型的初熔成分。2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的合金，其特征在于所述合金的制成品具有約至少lmm的硬化表面厚度。3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的合金，其特征在于所述合金包括主要為板條馬氏體的微結(jié)構(gòu)基體，其基本不含拓?fù)涿芏严唷?.根據(jù)權(quán)利要求3所述的合金，其特征在于所述合金包括細(xì)的M2C碳化物。5.根據(jù)權(quán)利要求1所述的合金，其特征在于所述合金的表面硬度大于約62HRC，鋼芯斷裂韌性大于約50ksiVin。6.根據(jù)權(quán)利要求1所述的合金的制造方法，其特征在于，所述方法包括以下步驟(a)將合金在約927t:滲碳處理約3小時；(b)將合金冷卻至約等于室溫；(c)將合金在IOO(TC固溶處理約40分鐘；(d)將合金在流體浴中淬火至約等于室溫；(e)將合金在液氮中浸漬約2小時；(f)使合金升溫至約等于室溫；(g)將合金在約496t:回火約8小時；以及(h)將合金冷卻至約等于室溫。7.根據(jù)權(quán)利要求6所述的方法，其特征在于還包括在滲碳處理之前形成合金的步驟。8.根據(jù)權(quán)利要求6所述的方法，其特征在于還包括在滲碳處理之前進(jìn)行的一個或多個初步步驟即均質(zhì)化、鍛造、正火和退火。全文摘要一種表面硬化齒輪鋼，具有提高的鋼芯斷裂韌性，所述齒輪鋼按重量百分比大致包括以下成分16.3wt％的Co，7.5wt％的Ni，3.5wt％的Cr，1.75wt％的Mo，0.20wt％的W，0.11wt％的C，0.03wt％的Ti，0.02wt％的V，余量為Fe；其特征在于，所述合金主要為板條馬氏體微結(jié)構(gòu)，基本不合拓?fù)涿芏?TCP)相，且經(jīng)過滲碳處理，從而包括細(xì)的M2C碳化物，以達(dá)到至少約62HRC的表面硬度和至少約50ksi√in的鋼芯斷裂韌性。文檔編號C21D6/00GK101784681SQ200880104534公開日2010年7月21日申請日期2008年8月22日優(yōu)先權(quán)日2007年8月22日發(fā)明者詹姆斯·A·懷特,賈森·塞巴斯蒂安申請人:奎斯泰克創(chuàng)新公司